(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ  ；０．００５％〜０．０３％、
Ｓｉ；０．８％以下、
Ｍｎ；０．１％〜７．０％、
Ｐ  ；０．０４％以下、
Ｓ  ；０．００２％以下、
Ｎｉ；１．０％〜１３．０％、
Ｃｒ；１７．０％〜２６．０％、
Ａｌ；０．０６％以下、
Ｎ  ；０．１０％〜０．３０％、
Ｍｏ；０．０５％〜４．０％、
Ｃｕ；０．０５％〜３．５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるステンレス鋼であって、
前記成分組成から算出されるδＦｅ量（％）と、窒素濃度［％Ｎ］および液相線温度における溶鋼の窒素溶解度［％Ｎｅｑ］が、下記（ａ）式または（ｂ）式を満足し、
且つ、該ステンレス鋼の表層１ｍｍに存在する幅２０μｍ以上の介在物個数が０．１５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼。
１０％＜δＦｅ量では、
３５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]≦５０  ・・・（ａ）
１％≦δＦｅ量≦１０％  では、
−３．７５×δＦｅ量＋７２．５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]
≦−３．７５×δＦｅ量＋８７．５  ・・・（ｂ）
ここで、δＦｅ量（％）＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８
[％Ｎｅｑ]＝１０−（５１８／Ｔ）−１．０６３−ｈ
Ｔ（Ｋ）＝１５２５−８６．８[Ｃ]−４．７[Ｓｉ]−２．１[Ｍｎ]−３４[Ｐ]−４０[Ｓ]−０．８[Ｃｒ]−５．１[Ｎｉ]−３．１[Ｍｏ]−５[Ｃｕ]−３６[Ｎ]＋２７３．１５
ｈ＝０．１３[％Ｃ]＋０．０４８[％Ｓｉ]−０．０２[％Ｍｎ]＋０．０５９[％Ｐ]＋０．００７[％Ｓ]＋０．００７[％Ｎｉ]−０．０４６[％Ｃｒ]−０．０２５[％Ｍｏ]＋０．００９[％Ｃｕ]
【請求項２】
質量％で、Ｃ  ；０．００５％〜０．０３％、
Ｓｉ；０．８％以下、
Ｍｎ；０．１％〜７．０％、
Ｐ  ；０．０４％以下、
Ｓ  ；０．００２％以下、
Ｎｉ；１．０％〜１３．０％、
Ｃｒ；１７．０％〜２６．０％、
Ａｌ；０．０６％以下、
Ｎ  ；０．１０％〜０．３５％、
Ｍｏ；０．０５％〜４．０％、
Ｃｕ；０．０５％〜３．５％、
を含有し、
更に、Ｔａ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．１％の１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなるステンレス鋼であって、
前記成分組成から算出されるδＦｅ量（％）と、窒素濃度［％Ｎ］および液相線温度における溶鋼の窒素溶解度［％Ｎｅｑ］が、下記（ａ）式または（ｂ）式を満足し、且つ、該ステンレス鋼の表層１ｍｍに存在する幅２０μｍ以上の介在物個数が０．１５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼。
１０％＜δＦｅ量では、
３５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]≦５０  ・・・（ａ）
１％≦δＦｅ量≦１０％  では、
−３．７５×δＦｅ量＋７２．５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]
≦−３．７５×δＦｅ量＋８７．５  ・・・（ｂ）
ここで、δＦｅ量（％）＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ＋０．２１Ｔａ＋２．２７Ｖ＋１．２５Ｚｒ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８
[％Ｎｅｑ]＝１０−（５１８／Ｔ）−１．０６３−ｈ
Ｔ（Ｋ）＝１５２５−８６．８[Ｃ]−４．７[Ｓｉ]−２．１[Ｍｎ]−３４[Ｐ]−４０[Ｓ]−０．８[Ｃｒ]−５．１[Ｎｉ]−３．１[Ｍｏ]−５[Ｃｕ]−３６[Ｎ]＋２７３．１５
ｈ＝０．１３[％Ｃ]＋０．０４８[％Ｓｉ]−０．０２[％Ｍｎ]＋０．０５９[％Ｐ]＋０．００７[％Ｓ]＋０．００７[％Ｎｉ]−０．０４６[％Ｃｒ]−０．０２５[％Ｍｏ]＋０．００９[％Ｃｕ]−０．０７［Ｔａ］−０．１８［Ｖ］−０．６３［Ｚｒ］
【請求項３】
請求項１又は２に記載の耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼の製造方法であって、前記成分組成および（ａ）式または（ｂ）式を満足する溶鋼を鋳造する工程において、鋳型内ステンレス溶鋼の水平旋回流の流速Ｖ（ｃｍ／ｓｅｃ）が、１０〜３０（ｃｍ／ｓｅｃ）となるように電磁攪拌することを特徴とする高Ｎ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳造時に鋳片の表面近傍に発生するピンホールや、これに起因して圧延時に発生する表面疵、および熱間圧延割れに起因する表面疵等を低減した高Ｎ含有ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、構造用ステンレス鋼の強度向上の要請が増大している。これに対応して、窒素を添加し、その固溶強化作用によって強度を向上させ、同時に耐食性の向上も図った鋼種が適用されてきている。
【０００３】
窒素濃度を高めた鋼種では、凝固時の偏析により溶鋼中の窒素濃度が濃化し、溶解度を超えた場合にはピンホールが発生する。このようなピンホールが存在すると、圧延時にピンホールが拡大して製品の表面疵の原因となるという問題がある。また、高Ｎ含有ステンレス鋼では強度の上昇に伴い、延性が低下して熱間圧延時の割れが発生しやすいという問題もあった。
【０００４】
特許文献１では、凝固過程でδ相を生成し、そのδ相における窒素溶解度を超える窒素含有率を有するステンレス鋼または高合金鋼を鋳造する方法において、溶鋼中の水素含有率を１０ｐｐｍ未満とし、硫黄含有率を２０ｐｐｍ未満とする方法が開示されている。水素の含有率がその溶解度を超えると、水素の気泡が形成され、その気泡の内部には窒素も容易に放出されるため、凝固の進行にともないピンホールが成長する。これに対して、水素の含有率が低いと、窒素ガスの放出を受け入れる水素気泡が形成されないため、窒素の含有率が高くても、容易にはピンホールが形成されないというものである。
【０００５】
特許文献２では、高Ｍｎ・高Ｎオーステナイト系ステンレス鋼の鋳片に発生する気泡について詳細に調査した結果、気泡中のガスは、溶鋼がγ相凝固する際に、溶鋼の窒素溶解度が大幅に減少するために放出された窒素ガスであること、そして鋳片における気泡の発生の有無は、溶鋼中の窒素濃度と液相線温度における溶鋼の窒素溶解度との比および溶鋼の成分組成から算出されるδＦｅ量の関係で整理でき、鋳片の気泡発生を阻止するためには、これらの値を調整すればよいことを見出している。
【０００６】
特許文献３では、高Ｎ含有二相ステンレス鋼を連続鋳造する方法であって、不純物である水素の含有率を８．３ｐｐｍ以下とし、かつ、鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を、水平面内において適正範囲の流速で周回する方向に電磁撹拌を行う。
鋳型内のメニスカス近傍において溶鋼を電磁撹拌し、凝固シェル前面の溶鋼を撹拌することにより、凝固界面の液相側に濃化されやすい水素などの液体成分を分散させ、気泡の生成を抑制するとともに、生成した気泡を凝固界面から離脱させて、針状ピンホールの形成を抑制することができるというものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００７−２７５９０３号公報
【特許文献２】特開平７−９０４７１号公報
【特許文献３】特開２０１０−５２０２６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前記の従来におけるピンホールの生成防止方法には下記の問題があった。すなわち、本発明者らの検討によれば、水素含有率と硫黄含有率の調査を行う特許文献１に開示された方法では、窒素濃度に許容範囲が存在するため、高Ｎ含有ステンレス鋼では窒素ガスのみによるピンホールの生成が充分に抑制されていないことが判明した。
【０００９】
また、特許文献２は、主に初晶γ凝固で生成する気泡を抑制する知見であり、本発明の対象とするδＦｅ量が高い領域では、凝固前面での窒素の偏析挙動が異なるため、適用できないことが本発明者らの検討において判明した。
【００１０】
さらに、特許文献３は、特許文献１に対して水素含有量を低減し、さらに電磁撹拌を適用しても、前述のように窒素含有量が高い場合にはピンホールを完全に抑制できず、窒素濃度の適正範囲が存在することが分かった。
【００１１】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、高Ｎ含有ステンレス鋼において、窒素濃度を適正な範囲に制御することで、ピンホールの生成および成長を抑制し、鋳片表面研削によるピンホール欠陥等の除去を省略または簡略化でき、さらに熱間圧延時の割れも防止できる耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
鋭意検討を重ねた結果、δＦｅ量に応じた窒素濃度の制御を行うこと、また、電磁攪拌を併用することで上記課題を解決できることを見出し、本発明の完成に至ったものであり、その要旨とするところは特許請求の範囲に記載の通りの下記内容である。
（１）質量％で、Ｃ；０．００５％〜０．０３％、Ｓｉ；０．８％以下、Ｍｎ；０．１％〜７．０％、Ｐ  ；０．０４％以下、Ｓ  ；０．００２％以下、Ｎｉ；１．０％〜１３．０％、Ｃｒ；１７．０％〜２６．０％、Ａｌ；０．０６％以下、Ｎ  ；０．１０％〜０．３０％、Ｍｏ；０．０５％〜４．０％、Ｃｕ；０．０５％〜３．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるステンレス鋼であって、前記成分組成から算出されるδＦｅ量（％）と、窒素濃度［％Ｎ］および液相線温度における溶鋼の窒素溶解度［％Ｎｅｑ］が、（ａ）式または（ｂ）式を満足し、且つ、該ステンレス鋼の表層１ｍｍに存在する幅２０μｍ以上の介在物個数が０．１５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼。
１０％＜δＦｅ量では、
３５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]≦５０  ・・・（ａ）
１％≦δＦｅ量≦１０％  では、−３．７５×δＦｅ＋７２．５
≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]≦−３．７５×δＦｅ量＋８７．５  ・・・（ｂ）
ここで、δＦｅ量（％）＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８
[％Ｎｅｑ]＝１０−（５１８／Ｔ）−１．０６３−ｈ
Ｔ（Ｋ）＝１５２５−８６．８[Ｃ]−４．７[Ｓｉ]−２．１[Ｍｎ]−３４[Ｐ]−４０[Ｓ]−０．８[Ｃｒ]−５．１[Ｎｉ]−３．１[Ｍｏ]−５[Ｃｕ]−３６[Ｎ]＋２７３．１５
ｈ＝０．１３[％Ｃ]＋０．０４８[％Ｓｉ]−０．０２[％Ｍｎ]＋０．０５９[％Ｐ]＋０．００７[％Ｓ]＋０．００７[％Ｎｉ]−０．０４６[％Ｃｒ]−０．０２５[％Ｍｏ]＋０．００９[％Ｃｕ]
（２）質量％で、Ｃ；０．００５％〜０．０３％、Ｓｉ；０．８％以下、Ｍｎ；０．１％〜７．０％、Ｐ；０．０４％以下、Ｓ；０．００２％以下、Ｎｉ；１．０％〜１３．０％、Ｃｒ；１７．０％〜２６．０％、Ａｌ；０．０６％以下、Ｎ；０．１０％〜０．３５％、Ｍｏ；０．０５％〜４．０％、Ｃｕ；０．０５％〜３．５％、を含有し、更に、Ｔａ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．１％の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるステンレス鋼であって、前記成分組成から算出されるδＦｅ量（％）と、窒素濃度［％Ｎ］および液相線温度における溶鋼の窒素溶解度［％Ｎｅｑ］が、下記（ａ）式または（ｂ）式を満足し、且つ、該ステンレス鋼の表層１ｍｍに存在する幅２０μｍ以上の介在物個数が０．１５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼。
１０％＜δＦｅ量では、
３５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]≦５０  ・・・（ａ）
１％≦δＦｅ量≦１０％  では、
−３．７５×δＦｅ量＋７２．５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]
≦−３．７５×δＦｅ量＋８７．５  ・・・（ｂ）
ここで、δＦｅ量（％）＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ＋０．２１Ｔａ＋２．２７Ｖ＋１．２５Ｚｒ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８
[％Ｎｅｑ]＝１０−（５１８／Ｔ）−１．０６３−ｈ
Ｔ（Ｋ）＝１５２５−８６．８[Ｃ]−４．７[Ｓｉ]−２．１[Ｍｎ]−３４[Ｐ]−４０[Ｓ]−０．８[Ｃｒ]−５．１[Ｎｉ]−３．１[Ｍｏ]−５[Ｃｕ]−３６[Ｎ]＋２７３．１５
ｈ＝０．１３[％Ｃ]＋０．０４８[％Ｓｉ]−０．０２[％Ｍｎ]＋０．０５９[％Ｐ]＋０．００７[％Ｓ]＋０．００７[％Ｎｉ]−０．０４６[％Ｃｒ]−０．０２５[％Ｍｏ]＋０．００９[％Ｃｕ]−０．０７［Ｔａ］−０．１８［Ｖ］−０．６３［Ｚｒ］
（３）前記（１）又は（２）に記載の耐表面疵性に優れた高Ｎ含有ステンレス鋼の製造方法であって、前記成分組成および（ａ）式または（ｂ）式を満足する溶鋼を鋳造する工程において、鋳型内ステンレス溶鋼の水平旋回流の流速Ｖ（ｃｍ／ｓｅｃ）が、１０〜３０（ｃｍ／ｓｅｃ）となるように電磁攪拌することを特徴とする高Ｎ含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、成分の調整に加えて、δＦｅ量に応じた［％Ｎ］／［％Ｎｅｑ］制御をし、また、電磁撹拌装置への印加電流を調整して鋳型内ステンレス溶鋼の水平旋回流の流速Ｖを制御することで、ピンホールなど、高Ｎ含有ステンレス鋼鋳片の表層部欠陥が防止でき、鋳片表面研削の省略または簡略化が可能となり、熱間加工時の表面疵発生率が皆無となって製品歩留を向上することができる。また、Ｔａ、Ｖ、及びＺｒから１種以上の元素を添加することによって、許容できるＮ量を増加させることができ、更なる高強度化が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】ピンホール生成に及ぼすδＦｅ量、[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]の影響を示す図である。
【図２】表面欠陥発生に及ぼす電磁撹拌による溶鋼流速の影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
凝固過程でδ相が生成し、窒素含有率がその溶解度を超えると、溶解しきれない窒素が凝固シェルの凝固界面から液相側に排出されて凝固界面に窒素気泡が形成される。これが凝固界面の進行にともなって固相に捕捉されながらのピンホールを形成する。また、δＦｅ量が増加すると、凝固途中で生成する窒素溶解度の高いγ相が減少するため、ピンホールが生成しやすくなる。この影響は特に下記式で表されるδＦｅ量１０％超の領域で顕著に現れる。したがって、δＦｅ量に応じた成分の調整が必要になる。なお、δＦｅ量が１％未満では、凝固がγ相で開始する。γ相はδ相に比べて、ＰおよびＳの固溶度が小さく、熱間加工割れが多数発生する問題がある。
δＦｅ量（％）＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８
【００１６】
鋳型内のメニスカス近傍において溶鋼を電磁撹拌し、凝固シェル前面の溶鋼を撹拌することにより、凝固界面の液相側に濃化された溶質が洗浄されて、ピンホールの形成を抑制することができる。また、適正な溶鋼流動を付与することにより凝固均一化が図れ、鋳片表面欠陥が抑制できる効果もある。
【００１７】
図１にピンホール生成に及ぼすδＦｅ量、[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]の影響について、本発明者らが調査した結果を示す。下記に示したように、δＦｅ量が１〜１０％の範囲ではδＦｅ量に応じて[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]の適正な領域が存在し、１０％超では一定の［％Ｎ］／［％Ｎｅｑ］範囲に制御すれば良いことを見出した。また、それぞれのδＦｅ量範囲で［％Ｎ］／［％Ｎｅｑ］制御のみでピンホール生成を抑制できる領域と、更に電磁撹拌の適用（図１では溶鋼流速は２０ｃｍ／ｓｅｃで攪拌している。）が必要な領
域があることが確認できた。なお、ピンホールなどの表面欠陥の発生有無は鋳片表面を約１ｍｍ研削した後に、約２ｍ長さについて目視観察で調査した。ここでは、○、●、×に分けて評価した。●は［％Ｎ］／［％Ｎｅq］の制御のみで鋳片表面欠陥がないもの、○は更に電磁攪拌することで鋳片表面欠陥が無くなるもの、×は再度表面切削が必要なものである。
１０％＜δＦｅ量では、
３５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]≦５０  ・・・（ａ）
１％≦δＦｅ量≦１０％  では、
−３．７５×δＦｅ量＋７２．５≦[％Ｎ]／[％Ｎｅｑ]
≦−３．７５×δＦｅ量＋８７．５  ・・・（ｂ）
なお、［％Ｎｅｑ］は、
[％Ｎｅｑ]＝１０-(518/T)-1.063-h
Ｔ（Ｋ）＝１５２５−８６．８[Ｃ]−４．７[Ｓｉ]−２．１[Ｍｎ]−３４[Ｐ]−４０[Ｓ]−０．８[Ｃｒ]−５．１[Ｎｉ]−３．１[Ｍｏ]−５[Ｃｕ]−３６[Ｎ]＋２７３．１５
ｈ＝０．１３[％Ｃ]＋０．０４８[％Ｓｉ]−０．０２[％Ｍｎ]＋０．０５９[％Ｐ]＋０．００７[％Ｓ]＋０．００７[％Ｎｉ]−０．０４６[％Ｃｒ]−０．０２５[％Ｍｏ]＋０．００９[％Ｃｕ]
で表される。
【００１８】
図１において、○印の範囲は、窒素添加の許容量が高いため、構造用ステンレス鋼の高強度化および高耐食性の要求に十分答えることができるものであり、高い性能と製造性および生産性が両立できるものである。
【００１９】
図２に表面欠陥発生に及ぼす電磁撹拌による溶鋼流速の影響を示す。鋳型内のメニスカス近傍の溶鋼を、水平面内において１０ｃｍ／ｓｅｃ以上の流速で周回する方向に電磁撹拌することによってピンホールを抑制できる。なお、ここで、メニスカス近傍の溶鋼とは、メニスカスから下方に１５０〜５００ｍｍの領域内の溶鋼を意味する。また、周回する溶鋼の流速とは、周回する溶鋼の水平方向の流速を意味する。例えば、鋳型内電磁撹拌時の電流値と鋳片の横断面におけるデンドライト偏向角と凝固速度および溶鋼流速の関係式を予め求めておくことにより、操業時の電磁撹拌時の電流値が決まれば、溶鋼流速を求めることができる。
【００２０】
鋳型内のメニスカス近傍において周回する溶鋼流速は、１０〜３０ｃｍ／ｓｅｃの範囲内とすることが適切である。溶鋼流速が１０ｃｍ／ｓｅｃ未満では、凝固界面の液相側に濃化された溶質の洗浄効果や、凝固界面において生成した気泡の離脱効果が得られない。一方、溶鋼流速が３０ｃｍ／ｓｅｃを超えて大きくなると、メニスカスの湯面変動が大きくなるなどの理由により、モールドパウダー巻き込みなどの鋳片表面疵が発生する。
【００２１】
なお、上記のような電磁攪拌を行うことにより、鋳型内に混入した介在物の浮上が促進される。介在物の粒径が大きいほど攪拌による浮上が促進されるため、鋳造後の鋼表層に残存する粗大介在物は少なくなる。したがって、本発明の高Ｎ含有ステンレス鋼は、ピンホールに起因する表面疵が少ないと共に、熱間圧延後の鋼表面近傍の粗大介在物が少ない。したがって、本発明の溶鋼流動制御が適正に行われているかどうかの指標とすることができる。調査の結果、本発明の適正な流動を溶鋼に与えることで、熱間圧延後の表層１ｍｍに存在する幅２０μｍ以上の介在物個数は０．１５個／ｍｍ2以下となることが分かった。なお、本発明における熱間圧延の条件は常法同様で良く、加熱温度は１１００〜１２００℃、圧延仕上温度は９００〜９８０℃で、その後の冷却は空冷、圧減比は４〜１８であれば良い。冷却については、適宜水冷に変更することもできる。また、熱間圧延後の焼鈍によって上記介在物個数は影響を受けないため、焼鈍の有無は問わない。
【００２２】
本発明に係わる成分組成（質量％）の限定理由を各元素の作用と共に説明する。 Ｃは強力なオーステナイト化元素であるとともに、固溶強化するので０．００５％以上添加するが、含有量が多くなると炭化物を生成して耐食性を劣化させるため、０．０３％以下とした。
【００２３】
Ｓｉはステンレス鋼の溶製時に脱酸剤として作用する元素であるため、０．１％以上添加するが、本発明では熱間加工性確保の面から、０．８％以下にコントロールする必要がある。
【００２４】
Ｍｎは脱酸剤であるとともに、熱間加工性向上させる効果があり、ＳをＭｎＳとして固定してＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止するのに有効な元素であるため０．１％以上とする。また、ＭｎはＮの溶解度を増大させることができる。しかし、多量に含有すると溶製中の耐火物溶損を増大させることや耐食性が劣化することになるので７．０％以下とする。好ましくは０．５以上、５．５％以下とする。
【００２５】
Ｐは製鋼工程では不純物であるが、多量に含有されていると熱間加工性を害するので上限を０．０４％以下としている。一方、含有量を極端に低減することはコストアップにつながるため、好ましくは下限を０．００１％とする。
【００２６】
Ｓは熱間加工性を低下させて熱間圧延時の割れ欠陥を発生させやすく、耐食性も劣化させるので、０．００２％以下とする。一方、含有量を極端に低減することはコストアップにつながるため、好ましくは下限を０．００１％とする。
【００２７】
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素で、耐食性および耐酸化性の向上に寄与する。また、ＣｒはＮの溶解度を増大させられる有効な元素である。しかし、濃度レベルによってδＦｅ量への影響が変化するため、本発明におけるδＦｅ量の制御を安定して達成するために、Ｃｒ濃度は１７．０〜２６．０％とする。好ましくは２２．０〜２６．０％である。
【００２８】
Ｎｉは鋼の耐食性および靭性を向上させる作用を有する元素であるため１．０％以上とするが、高価なものともなることから、１３．０％以下とする。
【００２９】
Ａｌは脱酸剤として作用するが、Ａｌを多量に含有すると有害な硬質酸化物が生成し、圧延時の表面疵が発生するため、Ａｌの上限は０．０６％とする。Ａｌの下限については特に規定しないが、０．００３％以上が好ましい。
【００３０】
Ｎはオーステナイトの安定化などに寄与する作用を有する元素であるものが、同時に強度向上に効果的な元素であり、０．１％〜０．３０％にコントロールする。また、後述するＴａ、Ｖ、及びＺｒから１種以上を添加した場合は、Ｎ含有量の上限を０．３５％にまで増加することが可能である。
【００３１】
Ｍｏは耐食性向上に有効な元素であるはかりではなく、固溶強化の効果があり、０．０５％以上添加される。しかし、４．０％を超えると熱間加工性が急激に悪化するために、４．０％以下にコントロールする。
【００３２】
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、耐食性を改善する作用を有する元素であるため、０．０５％以上添加する。好ましくは０．１％以上である。しかし、多量に含有すると熱間加工性を害するので３．５％以下とする。なお、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる。
【００３３】
本発明者らは、更に添加元素の影響を調査していたところ、Ｔａ、Ｖ、及びＺｒから１種以上を添加した場合は、特にピンホール生成が抑制でき、製造性が向上することを知見した。そして、それぞれの元素の添加試験条件を種々変更して試験を行い、その効果が下記式のように前記元素添加がδＦｅ量と、液相線温度における溶鋼の窒素溶解度［％Ｎｅｑ］とを増加させることに起因していることを見出した。特に、液相線温度における溶鋼の窒素溶解度［％Ｎｅｑ］が増加することは注目すべき知見であり、より窒素濃度を高めることができることで更に高強度化することが可能となることを意味する。
この効果を得るためには、Ｔａ、Ｖ、及びＺｒから１種以上を、それぞれＴａ：０．０５％、Ｖ：０．０２％、Ｚｒ：０．００５％以上添加することが必要である。一方、上限を超えて添加すると高強度化による熱間可加工割れの発生で、かつコスト高となるため、上限をそれぞれＴａ：０．３％、Ｖ：０．５％、Ｚｒ：０．１％とする。
δＦｅ量（％）＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ＋０．２１Ｔａ＋２．２７Ｖ＋１．２５Ｚｒ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８
[％Ｎｅｑ]＝１０-(518/T)-1.063-h
Ｔ（Ｋ）＝１５２５−８６．８[Ｃ]−４．７[Ｓｉ]−２．１[Ｍｎ]−３４[Ｐ]−４０[Ｓ]−０．８[Ｃｒ]−５．１[Ｎｉ]−３．１[Ｍｏ]−５[Ｃｕ]−３６[Ｎ]＋２７３．１５
ｈ＝０．１３[％Ｃ]＋０．０４８[％Ｓｉ]−０．０２[％Ｍｎ]＋０．０５９[％Ｐ]＋０．００７[％Ｓ]＋０．００７[％Ｎｉ]−０．０４６[％Ｃｒ]−０．０２５[％Ｍｏ]＋０．００９[％Ｃｕ]−０．０７［Ｔａ］−０．１８［Ｖ］−０．６３［Ｚｒ］
【実施例】
【００３４】
以下、本発明の効果を実施例により説明するが、本発明は実施例で示した条件に限定されるものではない。
【００３５】
表１及び表２に示す化学成分で、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなる高Ｎ含有ステンレス鋼を真空誘導溶解炉で調製した後、１７０×８００ｍｍ鋳型の試験連鋳機でスラブの製造を行った。
【００３６】
鋳造後の厚さ１６３ｍｍのスラブ表面をグラインダーで約１ｍｍ研削した後に目視によってピンホールおよびパウダー巻き込みなどの発生個数を測定した。なお、測定は２ｍ長さ全面で行った。
【００３７】
鋳型内電磁撹拌を行うことにより、行わない場合に比べてピンホールの発生個数は大幅に減少することを確認した。
【００３８】
また、スラブを加熱温度は１１８０℃、仕上温度９５０℃で１０ｍｍまで熱間圧延し、空冷で常温まで冷却した後、鋼板表面の目視検査を実施し、表面疵の発生状況を確認した。ここでは○、△、×に分けて評価した。○は成品として全く問題がないもの、△は表面切削による手入れが必要なもの、×は不合格で使用できないものが発生したものである。
【００３９】
また、表層近傍の介在物の調査は、前記熱間圧延後、Ｃ断面で表層１ｍｍの範囲における幅２０μｍ以上の介在物個数を測定することで行った。観察面積は２００ｍｍ2とした。
【００４０】
スラブおよび鋼板の欠陥発生状況を前記のように評価した。本発明鋼のスラブ表面欠陥はほとんど認められず、鋼板における欠陥の発生はなく、全て○であった。また、参考例１６〜１８は、電磁攪拌を用いることなくスラブ、鋼板の欠陥が発生せず、また、電磁攪拌を行わなかったため表層の粗大介在物量が増加していることが分かる。
【００４１】
これに比べて比較鋼１９はδＦｅ値に対して、［％Ｎ］/［％Ｎｅｑ］が高すぎるため、ピンホールが発生した。比較鋼２０はδＦｅ値が低すぎるため、熱間加工割れによるヘゲ疵が発生した。比較鋼２１は鋳型内の溶鋼流速が低く、ピンホールが発生した。また、表層の粗大介在物も増加している。比較鋼２２は鋳型内の溶鋼流速が高すぎるため、パウダー巻き込みが発生した。比較鋼２３はＣが高すぎるため、δＦｅ量が低く、熱間加工割れによるヘゲ疵が発生した。比較鋼２４はＳｉが高すぎるため、熱間加工割れによるヘゲ疵が発生した。比較鋼２５はＭｎが低すぎるため、［％Ｎ］/［％Ｎｅｑ］が大きく、ピンホールが発生した。比較鋼２６はＰが高すぎるため、熱間加工割れのヘゲ疵が発生した。比較鋼２７はＳが高すぎるため、熱間加工割れのヘゲ疵が発生した。比較鋼２８はＮｉが高すぎるため、δＦｅ量が低く、熱間加工割れによるヘゲ疵が発生した。比較鋼２９はＣｒが低すぎるため、［％Ｎ］/［％Ｎｅｑ］が大きく、ピンホールが発生した。比較鋼３０はＡｌが高すぎるため、介在物起因のヘゲ疵が発生した。比較鋼３１はＮが高すぎるため、［％Ｎ］/［％Ｎｅｑ］も大きく、ピンホールが発生した。比較鋼３２はＭｏが高すぎるため、熱間加工割れによるヘゲ疵が発生した。比較鋼３３はＣｕが高すぎるため、熱間加工割れのヘゲ疵が発生した。
【００４２】
表２に示す本発明鋼３４〜４２は、、Ｔａ、Ｖ、Ｚｒ、の範囲が好ましい範囲を満足するため、鋳造欠陥、厚板欠陥とも良好であるが、比較鋼４３〜４８は、Ｔａ、Ｖ、Ｚｒ、の範囲が好ましい範囲から外れるため、鋳造欠陥、厚板欠陥のいずれかが劣っていた。以上の実施例により本発明の効果が確認された。
【表１】
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【表２】
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【図１】
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【図２】
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